劉小輝，劉允中

(華南理工大學(xué) 國家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510641)

高強(qiáng)鋁合金通常指2×××(Al-Cu)和7×××(Al-Zn)系鋁合金，具有較高的比強(qiáng)度、良好的耐蝕性和耐磨性，被廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車等領(lǐng)域中。高強(qiáng)鋁合金的傳統(tǒng)加工方法主要有鑄造和塑性加工等，隨著航空航天工業(yè)的發(fā)展，這些傳統(tǒng)加工方法越來越難以滿足復(fù)雜零部件加工的需求，一種“自下而上”的增材制造技術(shù)應(yīng)運(yùn)而生。

金屬增材制造(additive manufacturing, AM)是一種基于離散-堆積成形思想的快速成形技術(shù)，一般利用高能熱源根據(jù)預(yù)設(shè)軌跡熔化原料，進(jìn)而逐層累加成三維實(shí)體。其加工過程不需要傳統(tǒng)機(jī)械加工的模具及毛坯，具有較高的設(shè)計(jì)自由度和加工柔性，理論上可成形任意形狀的零部件，并且作為一種近凈成形技術(shù)減少了材料消耗，簡化了零部件的加工程序。金屬增材制造常用的熱源包括激光、電子束和電弧等，原料主要分為金屬粉末和絲材等類型。激光選區(qū)熔化(selective laser melting, SLM)，又稱激光粉末床熔融(laser powder bed fusion, LPBF)，是一種基于粉末層熔化的增材制造技術(shù)，以分層熔化、逐層疊加的方式制備復(fù)雜零部件，被廣泛應(yīng)用于金屬增材制造領(lǐng)域。然而，與常規(guī)鑄態(tài)合金不同，SLM成形金屬材料具有非平衡凝固的特點(diǎn)，晶粒傾向于沿著成形方向(building direction, BD)外延生長，最終形成具有明顯擇優(yōu)取向的柱狀晶組織[1-2]。粗大的柱狀晶組織易產(chǎn)生顯微組織和性能的各向異性，尤其是對于熱裂紋敏感性高的合金來說，粗大的柱狀晶組織容易導(dǎo)致周期性的熱裂紋。因此，目前使用的上千種合金中，可用于SLM成形的金屬材料種類十分有限，比較常見的有鎳基合金(如Inconel 718[3]，Inconel 625[4]等)、鈦基合金(如TC4[5])、鐵基合金(如316L[6])以及CoCr合金[7]等。然而，SLM成形鋁合金存在一定困難，原因在于鋁合金的高反射率導(dǎo)致激光能量利用率較低，同時(shí)高導(dǎo)熱系數(shù)造成熱量快速散失到粉末層或凝固部位，阻礙了SLM過程中的可控熔煉。當(dāng)前SLM成形鋁合金主要集中于鑄造性能良好的Al-Si系合金，如AlSi10Mg和Al12Si等[2,8]，而航空航天等領(lǐng)域應(yīng)用較廣的高強(qiáng)鋁合金(Al-Cu和Al-Zn系列鋁合金)研究尚不夠充分，主要原因在于高強(qiáng)鋁合金的合金元素含量高、凝固溫度區(qū)間寬，焊接性較差，在SLM過程中具有較大的熱裂傾向。

如何通過控制凝固過程來調(diào)控合金顯微組織以獲得所需的性能，一直是凝固領(lǐng)域的重要問題之一。眾所周知，金屬材料凝固過程中晶粒細(xì)化可以減少縮孔、降低熱裂敏感性并改善組織的均勻性和性能的各向同性，進(jìn)而提高材料的強(qiáng)度和塑性[9]。因此SLM成形鋁合金的晶粒細(xì)化也一直吸引著研究者的極大關(guān)注。本文對近年來激光選區(qū)熔化成形高強(qiáng)鋁合金顯微組織控制的研究現(xiàn)狀進(jìn)行了總結(jié)，分析了SLM成形高強(qiáng)鋁合金所面臨的主要困難和未來發(fā)展趨勢。

1 SLM成形高強(qiáng)鋁合金顯微組織

圖1(a)為SLM過程示意圖，通常，SLM過程中激光束快速、重復(fù)的加熱方式使熔池具有獨(dú)特的熱環(huán)境，比如較高的冷卻速率(103～106K/s)和較大的溫度梯度(≈10-6K/m)[10-12]。對于給定成分的合金，凝固過程中晶體生長形態(tài)取決于溫度梯度(temperature gradient,G)和生長速率(growth rate,R)的比值，較低的G/R有利于等軸樹枝晶的形成(圖1(b))[13-17]。與熔焊過程類似，在熔體過熱情況下SLM過程中均勻形核難以發(fā)生，在缺乏有效的非均勻形核劑的情況下，晶粒易于在母材晶粒表面與鋁熔體之間的固液界面處形核[16，18]。熔池邊界處的結(jié)晶過程一旦啟動，較高的G/R值導(dǎo)致晶粒將連續(xù)不斷地以柱狀樹枝晶的形式朝著熔池中心生長[16，19]。鋁合金晶粒生長過程中的結(jié)晶取向大多沿著〈001〉方向，并且垂直于散熱較快的熔池邊界的等溫線，而沿著邊界等溫線方向的生長受到抑制，因此容易產(chǎn)生沿著成形方向的粗大柱狀晶組織[1,12，20-21]，如圖1(c)，(d)所示。

圖1 SLM成形高強(qiáng)鋁合金

與鋁合金焊接類似，高強(qiáng)鋁合金SLM成形過程中形成的熱裂紋主要可以分為液化裂紋和凝固裂紋[22]。液化裂紋通常出現(xiàn)在合金元素含量較高的鋁合金中，此類合金在凝固過程中析出大量低熔點(diǎn)共晶相，當(dāng)熱影響區(qū)內(nèi)的共晶相受熱重新熔化時(shí)形成了液化裂紋。液化裂紋在SLM成形高強(qiáng)鋁合金中較為少見，目前為止鮮有研究涉及SLM成形高強(qiáng)鋁合金凝固過程中液化裂紋的形成機(jī)制及其影響因素[2]。凝固裂紋又稱結(jié)晶裂紋，是SLM成形高強(qiáng)鋁合金中最常見的熱裂紋，由此產(chǎn)生的SLM成形性較差等問題是當(dāng)前研究所面臨的主要挑戰(zhàn)[23-25]。因此，本文中熱裂紋主要指在凝固的最后階段糊狀區(qū)晶粒之間的殘余液膜導(dǎo)致的凝固裂紋。凝固裂紋的形成機(jī)制較為復(fù)雜，一般認(rèn)為，凝固裂紋是凝固收縮和熱收縮引起的應(yīng)力與凝固過程中的冶金過程(包括晶粒間橋連和共晶相的形成)相互作用的結(jié)果[22，26]。高強(qiáng)鋁合金由于凝固溫度區(qū)間寬，促進(jìn)了凝固過程中溶質(zhì)的晶間偏析，當(dāng)糊狀區(qū)柱狀晶間的狹長枝間通道補(bǔ)縮受阻時(shí)形成“薄液膜”，隨后冷卻過程中“薄液膜”在凝固收縮、熱應(yīng)力作用下被“撕裂”，產(chǎn)生沿著成形方向的凝固裂紋。由于柱狀晶間容易聚集更多的溶質(zhì)、產(chǎn)生更長的裂紋路徑，粗大的柱狀晶組織通常比細(xì)小的等軸晶組織更容易萌生熱裂紋[1,27]?？梢姡瑹崃鸭y與凝固溫度區(qū)間和柱狀晶的凝固方式密切相關(guān)。

SLM成形材料的性能取決于加工過程中形成的顯微組織，對晶粒結(jié)構(gòu)具有較高的敏感性，晶粒細(xì)化是抑制高強(qiáng)鋁合金固有熱裂屬性的關(guān)鍵(圖1(e))[1,12]。Montero-Sistiaga等[28]認(rèn)為晶粒尺寸的減小會影響裂紋的形成和擴(kuò)展。凝固過程中細(xì)小的等軸晶結(jié)構(gòu)更容易通過抑制張力來適應(yīng)糊狀區(qū)的應(yīng)變，以避免枝晶的取向并阻止裂紋擴(kuò)展?，F(xiàn)有SLM成形高強(qiáng)鋁合金的研究主要集中在通過SLM成形工藝參數(shù)優(yōu)化和材料成分設(shè)計(jì)來調(diào)控顯微組織，如圖1(f)所示。工藝參數(shù)優(yōu)化主要通過激光功率、掃描速率、掃描間距、鋪粉層厚度、基板預(yù)熱溫度和掃描策略等條件的優(yōu)化來改變?nèi)鄢啬踢^程中的熱條件，以達(dá)到降低合金裂紋敏感性的目的。材料成分設(shè)計(jì)則主要是采用微合金化元素或納米形核顆粒對鋁合金粉末進(jìn)行改性以控制凝固過程，促進(jìn)凝固過程中的非均勻形核或提高對晶粒生長的限制作用來細(xì)化晶粒。表1[1,12，21，27，29-50]為常見的SLM成形高強(qiáng)鋁合金的力學(xué)性能，可見，在未經(jīng)改性的情況下SLM成形高強(qiáng)鋁合金力學(xué)性能與鍛造高強(qiáng)鋁合金相比仍有較大提升空間，且存在明顯的各向異性[1,8,29]；近十年來，結(jié)合SLM成形工藝參數(shù)優(yōu)化及高強(qiáng)鋁合金成分設(shè)計(jì)，SLM成形高強(qiáng)鋁合金的力學(xué)性能已經(jīng)基本達(dá)到傳統(tǒng)鍛件水平。

表1 激光選區(qū)熔化成形高強(qiáng)鋁合金晶粒細(xì)化和力學(xué)性能

2 SLM成形高強(qiáng)鋁合金顯微組織調(diào)控

當(dāng)前研究中SLM成形高強(qiáng)鋁合金顯微組織調(diào)控主要指對晶粒結(jié)構(gòu)和熱裂紋敏感性的控制，通常采用晶粒細(xì)化的方法來抑制凝固過程中的開裂和柱狀晶生長。在鑄造領(lǐng)域常見的晶粒細(xì)化方法有熱控法、物理法和化學(xué)法[51]。熱控法是通過改變凝固過程中的熱力學(xué)條件來影響凝固組織，包括提高冷卻速率和降低澆鑄溫度等途徑實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化；物理法是指在熔體凝固過程中施加振動或攪拌作用獲得細(xì)小的晶粒；化學(xué)法是一種向熔體中添加少量物質(zhì)促進(jìn)非均勻形核或抑制晶粒生長以達(dá)到細(xì)化晶粒和改善凝固組織的方法，如鑄鋁工業(yè)中常通過Al-Ti-C和Al-Ti-B等中間合金的添加來細(xì)化鋁合金凝固組織。SLM過程中，由于較高的冷卻速率和溫度梯度的不平衡凝固，促進(jìn)粗大的柱狀晶向細(xì)小的等軸晶轉(zhuǎn)變面臨著較大的挑戰(zhàn)：改變SLM工藝參數(shù)可對熔池?zé)岘h(huán)境產(chǎn)生一定影響，但對高強(qiáng)鋁合金熱裂現(xiàn)象改善有限[1,52-53]；激光定向能量沉積增材制造過程中引入高強(qiáng)度超聲振動可促進(jìn)TC4等材料中柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變[54]，但該方法對設(shè)備要求較高；近年來，添加經(jīng)濟(jì)有效的晶粒細(xì)化劑(如形核顆?；蛘呔哂芯ЯＩL限制作用的合金元素等)以細(xì)化晶粒在高強(qiáng)鋁合金增材制造領(lǐng)域得到了發(fā)展，并取得了顯著的成果。

2.1 工藝參數(shù)優(yōu)化

SLM成形過程具有與快速凝固類似而又更加復(fù)雜的熱力學(xué)和動力學(xué)行為，考慮到SLM存在大量的工藝參數(shù)可供調(diào)試，目前有較多研究嘗試通過工藝窗口或掃描策略的調(diào)整來改變?nèi)鄢氐臒徇^程(如溫度梯度和過冷度等)，降低G/R促進(jìn)等軸晶形成，進(jìn)而降低裂紋敏感性[55]。Bartkowiak等[56]研究了SLM成形高強(qiáng)鋁合金和自主開發(fā)的Al-Cu，Al-Zn系粉末的可能性，單道成形實(shí)驗(yàn)結(jié)果證明了SLM成形高強(qiáng)鋁合金具有較大的應(yīng)用潛力。此后，SLM成形高強(qiáng)鋁合金的研究逐漸引起了研究者重視。研究發(fā)現(xiàn)[29,57-58]，通過工藝參數(shù)優(yōu)化可以在一定程度上抑制SLM成形2×××(Al-Cu)系高強(qiáng)鋁合金中的裂紋，但是成形效率卻因此受到影響。Zhang等[29,57]采用SLM技術(shù)在較低的掃描速率(5 m/min)下成功制備了無裂紋的Al-Cu-Mg試樣，試樣近乎全致密(致密度達(dá)99.8%)，在細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化作用下，試樣抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到了402 MPa和276 MPa，伸長率約6.5%。然而，當(dāng)掃描速率增加時(shí)，試樣裂紋敏感性增大，仍難以實(shí)現(xiàn)Al-Cu-Mg合金高效快速成形(圖2(a))。Nie等[58]通過工藝參數(shù)優(yōu)化，進(jìn)一步證實(shí)SLM可以制造無裂紋、高密度的Al-Cu-Mg試樣，但是依然僅能在較低的掃描速率(≤15 m/min)下才能避免開裂。Tan等[52]研究發(fā)現(xiàn)工藝參數(shù)的調(diào)整并不能完全抑制SLM成形2024鋁合金中柱狀晶的形成，這是容易產(chǎn)生熱裂紋的主要原因。

圖2 不同掃描速率下SLM成形高強(qiáng)鋁合金OM形貌

7×××(Al-Zn)系鋁合金具有更高的強(qiáng)度，然而，目前僅依靠SLM工藝參數(shù)優(yōu)化還難以有效抑制7×××系高強(qiáng)鋁合金中的熱裂紋。Kaufmann等[59]研究了SLM成形EN AW 7075鋁合金的可行性，通過工藝參數(shù)的調(diào)控制備了致密度達(dá)99%的試樣，但是所有SLM成形試樣都出現(xiàn)了熱裂紋，這些裂紋通常也易出現(xiàn)在EN AW 7075鋁合金焊接過程中。Qi等[53]研究發(fā)現(xiàn)掃描速率對SLM成形Al7050中熔池形貌有較大影響，采用合適的掃描速率可降低裂紋密度，但是依然無法根除熱裂紋(圖2(b))。同時(shí)，降低掃描速率雖然可以減少裂紋的數(shù)量，但由于增加了內(nèi)應(yīng)力會使得開裂程度增加。此外，7×××系鋁合金含有較多的低熔點(diǎn)Zn，Mg等合金元素，在SLM的過程中這些合金元素?zé)龘p較多[60]。燒損量與工藝參數(shù)密切相關(guān)，而Zn，Mg作為7×××系鋁合金的主要強(qiáng)化元素，其性能也會因此而降低，同時(shí)金屬蒸氣來不及逸出也會留下氣孔等缺陷?？梢?，如何通過工藝優(yōu)化與合金成分設(shè)計(jì)相結(jié)合實(shí)現(xiàn)無裂紋高強(qiáng)度的7×××鋁合金SLM成形是當(dāng)前研究亟需解決的技術(shù)難題。

綜上，高強(qiáng)鋁合金對激光吸收率低、熱導(dǎo)率高、易氧化、含有大量易燒損合金元素，有很強(qiáng)的熱裂傾向。工藝參數(shù)優(yōu)化對SLM成形高強(qiáng)鋁合金顯微組織控制和性能調(diào)控都有很重要的意義，然而，工藝參數(shù)優(yōu)化難以達(dá)到普適性。對于具有極高熔化和冷卻速率的SLM而言，工藝參數(shù)對凝固方式的影響十分復(fù)雜，實(shí)際應(yīng)用中任何微小的變化，如零件的幾何形狀、成形方向以及SLM成形設(shè)備之間的差異都可能導(dǎo)致不同的熱條件，需要重新優(yōu)化工藝參數(shù)[61]。因此，拓寬SLM成形高強(qiáng)鋁合金工藝窗口以適應(yīng)所有可能的變化；探索新的顯微組織調(diào)控機(jī)制，以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)鋁合金結(jié)構(gòu)和性能的精準(zhǔn)調(diào)控成為當(dāng)前研究的重點(diǎn)。

2.2 物理法細(xì)化晶粒

在傳統(tǒng)的鑄造領(lǐng)域，對熔體凝固時(shí)施加機(jī)械振動或攪拌[62]、電磁振動[63]或超聲波振動[64]等物理方法具有一定的晶粒細(xì)化效果。焊縫的晶粒細(xì)化也一直是焊接領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)，晶粒細(xì)化可以提高焊縫的強(qiáng)度和塑性，改善其在凝固過程中的抗熱裂能力[65]。許多物理方法如超聲波攪拌[65]、高頻振動[66-67]、電磁攪拌[68]以及電弧脈沖和電弧振蕩[69]等被應(yīng)用到焊縫的晶粒細(xì)化和裂紋抑制中。然而，SLM過程中熔池尺寸較小、存在時(shí)間短，限制了該方法在SLM成形高強(qiáng)鋁合金晶粒細(xì)化等領(lǐng)域的應(yīng)用。Todaro等[54]在激光定向能量沉積過程中，對成形平臺施加高強(qiáng)度超聲振動，在不改變合金成分的情況下，細(xì)化了TC4和Inconel 625等材料的晶粒。Zhang等[70]研究了超聲振動與重熔處理對激光定向能量沉積Al-12Si合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)熔池中的超聲波作用不僅可以將材料的致密度從95.4%提高到99.1%，而且可以將初生α-Al樹枝晶的最大尺寸由277.5 μm細(xì)化至87.5 μm，材料力學(xué)性能也因此得到提高。盡管這些研究表明超聲波振動在增材制造合金晶粒細(xì)化領(lǐng)域具有較大的應(yīng)用潛力，但是不同于激光定向能量沉積技術(shù)，基于粉末床熔融的SLM過程中引入超聲波細(xì)化晶粒面臨著一定挑戰(zhàn)，比如超聲波等物理場可能對粉末層造成破壞等。將超聲波探針插入熔池或采用高能脈沖激光源是SLM成形高強(qiáng)鋁合金晶粒細(xì)化的一種可能途徑[17,65]，然而目前尚未見采用物理方法實(shí)現(xiàn)SLM過程中高強(qiáng)鋁合金晶粒細(xì)化和裂紋抑制的報(bào)道，相信隨著增材制造技術(shù)的發(fā)展該方法將展現(xiàn)出其獨(dú)特的優(yōu)勢。

2.3 添加晶粒細(xì)化劑

2.3.1 添加形核顆粒

添加陶瓷顆?；蚪饘匍g化合物等充當(dāng)α-Al非均勻形核質(zhì)點(diǎn)以細(xì)化晶粒是一種改善高強(qiáng)鋁合金SLM成形性和力學(xué)性能的行之有效的方法。等軸晶形成需要較大的過冷度，在凝固界面前沿提供高密度的非均勻形核質(zhì)點(diǎn)可降低等軸晶粒形成所需的臨界過冷度，進(jìn)而細(xì)化晶粒[71]。在鋁工業(yè)中，晶粒細(xì)化通常通過添加中間合金以促進(jìn)非均勻形核并限制凝固過程中的晶粒生長來實(shí)現(xiàn)，即孕育處理[51]。目前用來調(diào)控SLM成形高強(qiáng)鋁合金的形核顆粒主要包括碳化物(如TiC)和硼化物(如CaB6,TiB2)等陶瓷顆粒，其中以TiB2顆粒最為常見[21,27,33,72]。

早期的形核粒子理論認(rèn)為，碳化物/硼化物是鋁熔體中潛在的形核劑，熔體中的非均勻形核質(zhì)點(diǎn)密度越高，最終晶粒越細(xì)。Wang等[73]通過SLM制備了TiB2/Al-3.5Cu-1.5Mg-1Si復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)添加TiB2后Al-3.5Cu-1.5Mg-1Si平均晶粒尺寸減小了近90%，裂紋得以消除。胡亮等[31]發(fā)現(xiàn)1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的納米TiB2顆粒可使SLM成形2024鋁合金試樣的柱狀晶轉(zhuǎn)化為等軸狀或短棒狀，平均晶粒尺寸由19.9 μm細(xì)化至4.25 μm(圖3(a))，并且致密度由97.3%提升至98.2%。Wen等[74]研究了激光定向能量沉積2024鋁合金，發(fā)現(xiàn)2024鋁合金組織呈粗大的柱狀晶且具有明顯的擇優(yōu)取向，而3% TiB2/2024鋁合金則呈由細(xì)小的等軸晶組成的無織構(gòu)組織。Lei等[75]通過增材制造制備了TiB2/ZL205復(fù)合材料，獲得了由平均晶粒尺寸為13.3 μm的等軸晶組成的無裂紋組織。此外，Mair等[27]發(fā)現(xiàn)SLM成形2024鋁合金中添加2% CaB6納米顆?？烧T導(dǎo)柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變，從而改善SLM加工性能，如圖3(b)所示。然而，當(dāng)熔體中單獨(dú)引入碳化物/硼化物時(shí)，顆粒的形核效率較低，并且受到顆粒尺寸分布、熔體中過冷度不足、重力場和團(tuán)聚的限制[71,76-78]。實(shí)際上，有研究表明添加的形核顆粒中不超過1%的顆?？勺鳛榛钚孕魏速|(zhì)點(diǎn)，并且隨著形核劑添加量的增加，形核效率將進(jìn)一步下降[79-80]。萬達(dá)遠(yuǎn)等[81]采用SLM制備了TiB2/7075復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)TiB2顆粒與鋁基體之間為非共格界面。Liu等[21]研究表明SLM過程中1% TiC單獨(dú)加入2024鋁合金時(shí)，雖然晶粒也有所細(xì)化(圖3(c))，但是TiC顆粒出現(xiàn)在晶粒內(nèi)部的概率較小，表明凝固過程中大部分TiC顆粒失去了形核作用。

圖3 SLM成形碳化物/硼化物改性高強(qiáng)鋁合金的晶粒細(xì)化

盡管TiB2在鋁合金SLM成形過程中展現(xiàn)出了良好的晶粒細(xì)化作用，然而，當(dāng)合金中含有Zr，Cr以及高含量的Si等元素時(shí)，Al-Ti-B中間合金的細(xì)化能力會明顯減弱甚至消失，即細(xì)化“中毒”效應(yīng)[51,82]。同時(shí)，SLM成形高強(qiáng)鋁合金中TiB2的引入常常通過氟鹽原位反應(yīng)生成TiB2或者依靠機(jī)械混合外加TiB2顆粒。前者存在熔渣難以去除、釋放有毒氟化物氣體及工藝復(fù)雜等問題；后者雖工藝簡便，但納米級TiB2與鋁合金粉末機(jī)械混合時(shí)易團(tuán)聚，且在SLM的過程中TiB2顆粒較穩(wěn)定難以通過溶解-析出的方式分散均勻，因此，SLM成形試樣中容易產(chǎn)生孔隙，導(dǎo)致力學(xué)性能不佳[73,83]，限制了TiB2在高強(qiáng)鋁合金SLM成形中的廣泛應(yīng)用。

研究人員認(rèn)識到，Al3Ti金屬間化合物顆粒是比碳化物/硼化物更有效的形核劑[71]。這一點(diǎn)在增材制造高強(qiáng)鋁合金中已經(jīng)得到證實(shí)，研究者采用預(yù)合金化或機(jī)械混合的方式將Ti引入到高強(qiáng)鋁合金粉末中，通過觀察原位反應(yīng)生成的Al3Ti與α-Al存在共格界面，發(fā)現(xiàn)Al3Ti可有效充當(dāng)α-Al非均勻形核質(zhì)點(diǎn)[21,39,40，45]。其他與Al晶格錯(cuò)配度小的Al3M(M=Zr，Ta，Nb，V和Sc等)類鋁化物顆粒也是增材制造鋁合金中細(xì)化晶粒的有效形核劑[1,34,40,43-44,61]。值得注意的是，這些金屬間化合物顆粒很難通過外加法引入，多是通過熔體內(nèi)的原位反應(yīng)生成。因此，目前的研究側(cè)重于通過添加Ti，Zr或昂貴的稀土元素Sc等元素來改性高強(qiáng)鋁合金，以靶向形成Al3M類形核劑。此時(shí)，熔體中形核劑的密度過度依賴于鋁和外加合金元素之間的原位反應(yīng)，加之在凝固過程中通常也只有小部分鋁化物實(shí)際起到活性形核劑的作用(比如Al3Sc中僅有2%～3%的顆?？善鸬叫魏速|(zhì)點(diǎn)的作用)[84]，那么為了獲得足夠密度的形核質(zhì)點(diǎn)，需要外加更多的合金元素，從而導(dǎo)致成本增加及鋁合金密度過高。

2.3.2 微合金化

微合金化是指通過少量合金元素的添加改善鋁合金顯微組織，現(xiàn)已成為提高鋁合金抗裂性和力學(xué)性能的另一種有效方法。溶質(zhì)生長限制理論認(rèn)為，除強(qiáng)效的形核劑外，具有良好偏析能力的溶質(zhì)對鋁合金的晶粒細(xì)化也至關(guān)重要[71,85]。溶質(zhì)元素可以在固液界面前沿形成一個(gè)成分過冷區(qū)，激活固液界面前沿存在的形核劑，限制枝晶的生長。偏析元素對固液界面前沿晶粒的生長限制能力可以采用生長限制因子(growth restriction factor, GRF)來量化。GRF定義為[71]：

GRF=m(k-1)C0

(1)

式中：m為液相線斜率；k為溶質(zhì)分配系數(shù)；C0為合金中的溶質(zhì)濃度。較大的GRF保證了固液生長界面前沿成分過冷區(qū)的快速生成。成分過冷區(qū)可以限制晶粒生長，激活生長界面前沿的形核顆粒[71]。同時(shí)，固液界面推進(jìn)速率的減緩又保證了有更多的晶粒形核，晶粒得以細(xì)化[80]。鋁合金中典型溶質(zhì)元素的生長限制作用如表2所示[71]。

表2 鋁合金中典型偏析元素的生長限制作用[71]

為了提高SLM成形高強(qiáng)鋁合金的抗裂性，國內(nèi)外研究者對合金成分設(shè)計(jì)進(jìn)行了許多嘗試[29,38]。如今，添加微量鈧(Sc)、鋯(Zr)、鈦(Ti)、鉭(Ta)、釩(V)和硅(Si)等合金化元素已成為SLM成形高強(qiáng)鋁合金中消除裂紋和改善可成形性的重要方法之一。

(1)SLM成形含Sc/Zr高強(qiáng)鋁合金

由表2可知，Sc，Zr等元素具有中等的生長限制作用，其主要通過原位反應(yīng)形成Al3(Sc,Zr)金屬間化合物顆粒，促進(jìn)α-Al非均勻形核而細(xì)化晶粒。如圖4(a)所示，在熔池中溫度梯度和作為形核劑的Al3(Sc,Zr)顆粒的雙重作用下，合金顯微組織通常呈現(xiàn)出柱狀和等軸晶粒交替的特征[44,86]。目前，高強(qiáng)鋁合金微合金化主要可分為預(yù)合金氣霧化法、機(jī)械混合外加法和靜電組裝技術(shù)等途徑。預(yù)合金氣霧化法是指在高強(qiáng)鋁合金熔煉過程中加入合金元素，然后通過氣霧化法制備預(yù)合金化粉末。Zhou等[43]采用預(yù)合金化Al-6Zn-2Mg-1(Sc+Zr)粉末制備了致密無裂紋的AlZnMgScZr合金，試樣中生成了與基體呈共格界面關(guān)系的Al3(Sc,Zr)顆粒，促進(jìn)了α-Al的非均勻形核。為了進(jìn)一步降低原材料成本，經(jīng)濟(jì)的無/少Sc的高強(qiáng)鋁合金正在逐漸發(fā)展[87-88]。然而，由于元素間熔點(diǎn)差異較大，通過預(yù)合金氣霧化制備復(fù)合粉末的成分難以有效控制，且工藝復(fù)雜，成本較高。機(jī)械混合法是指通過物理方法將氣霧化鋁合金粉末與微合金化顆?；旌暇鶆颍に嚭啽?，成本較低且便于成分調(diào)控。Zhang等[34]通過機(jī)械混合的方法將純Zr粉與Al-Cu-Mg合金粉末混合，發(fā)現(xiàn)Zr的添加可促進(jìn)SLM成形Al-Cu-Mg合金中柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變(圖4(b))，降低合金裂紋敏感性，具有超細(xì)晶粒的Zr/Al-Cu-Mg合金展現(xiàn)出了更好的力學(xué)性能和更寬的工藝窗口，試樣抗拉強(qiáng)度可達(dá)451 MPa，但是伸長率僅有2.67%。在此基礎(chǔ)上，Nie等[36]進(jìn)一步優(yōu)化了SLM工藝參數(shù)，研究了Zr含量對Al-Cu-Mg-Mn合金性能的影響，結(jié)果表明試樣最大抗拉強(qiáng)度可達(dá)493.3 MPa，伸長率11.5%。

Zr等金屬粉末存在活性高、易氧化和易爆炸等問題，限制了該方法的大規(guī)模工業(yè)化應(yīng)用。Martin等[1]提出了通過靜電組裝技術(shù)在鋁合金粉末表面涂覆ZrH2顆粒代替Zr顆粒的新方法，為SLM成形高強(qiáng)鋁合金的微合金化處理提供了一個(gè)較好的解決方案。如圖4(c)所示，SLM打印過程中，ZrH2受熱分解后向熔池提供Zr元素，依靠Zr與Al熔體間的原位反應(yīng)靶向生成Al3Zr形核劑，得到了由均勻細(xì)小的等軸晶粒組成的7075合金。該方法既避免了預(yù)合金化粉末重復(fù)熔煉造成形核顆粒的粗化，又消除了生產(chǎn)過程中Zr金屬粉末的安全隱患。詹強(qiáng)坤等[46]采用機(jī)械混合法研究了ZrH2含量對SLM成形含鋯7×××鋁合金晶粒細(xì)化和裂紋抑制的影響，發(fā)現(xiàn)隨著復(fù)合粉末中ZrH2含量增加，SLM成形試樣的柱狀晶逐漸轉(zhuǎn)化為細(xì)小的等軸晶組織，裂紋也隨之減少，當(dāng)ZrH2含量為1.5%時(shí)，試樣平均晶粒尺寸為1.6 μm，熱裂現(xiàn)象完全消失。試樣經(jīng)T6熱處理后抗拉強(qiáng)度和伸長率達(dá)到了鍛件水平。但是，有研究表明Zr元素對Al-Cu-Mg-Mn合金起到裂紋抑制作用的同時(shí)，對合金力學(xué)變形行為也產(chǎn)生了重大影響，隨著合金中Zr含量的增加，應(yīng)力-應(yīng)變曲線逐漸由平滑流動轉(zhuǎn)變?yōu)殇忼X流動，當(dāng)Zr含量達(dá)到1%時(shí)，合金拉伸過程中出現(xiàn)了明顯的屈服現(xiàn)象[34,36]。

(2)SLM成形含Ti高強(qiáng)鋁合金

Ti作為一種具有強(qiáng)烈生長限制作用的合金元素(如表1所示)，不僅能限制晶粒生長，而且通過原位反應(yīng)生成的Al3Ti相是一種非常高效的形核劑，在鑄造鋁合金的晶粒細(xì)化過程中已備受關(guān)注，如發(fā)展了Al-Ti系等中間合金[89]，但是實(shí)際應(yīng)用過程中發(fā)現(xiàn)Al-Ti系中間合金的晶粒細(xì)化效果并不理想，并且經(jīng)過長時(shí)間保溫后會產(chǎn)生衰退現(xiàn)象，原因在于α-Al非均勻形核過程中起到主要形核質(zhì)點(diǎn)作用的Al3Ti會逐漸溶解[51]。通常，Al3Ti有兩種晶型，即四方結(jié)構(gòu)的D022-Al3Ti和立方結(jié)構(gòu)的L12-Al3Ti。根據(jù)晶格匹配(edge-to-edge matching, E2EM)模型可知，相比于平衡相D022-Al3Ti，亞穩(wěn)相L12-Al3Ti與α-Al之間具有更小的晶格錯(cuò)配度，更能促進(jìn)α-Al的非均勻形核[21,90]，但是冷卻速率較低的常規(guī)鑄造過程傾向于形成平衡相D022-Al3Ti，這也是鋁合金鑄造過程中添加Al-Ti系中間合金晶粒細(xì)化效果不佳的重要原因之一。SLM熔池的快速凝固特點(diǎn)有利于形成亞穩(wěn)相L12-Al3Ti，因此Ti元素對SLM成形高強(qiáng)鋁合金裂紋抑制及其強(qiáng)韌化具有重要價(jià)值。Ti的引入可有效促進(jìn)SLM成形高強(qiáng)鋁合金的晶粒細(xì)化和柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變，進(jìn)而抑制熱裂紋，改善力學(xué)性能[21,39-40,45,50]。Zhang等[40]通過預(yù)合金化方法制備了Al-2.25Cu-1.8Mg-1.5Ti合金，經(jīng)Ti改性后，合金中熱裂紋得以消除，形成均勻、細(xì)小的等軸晶組織，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為426.4 MPa和293.2 MPa，伸長率為9.1%。Tan等[39]通過機(jī)械混合法制備了Ti納米顆粒改性2024鋁合金復(fù)合粉末。如圖4(d)所示，SLM成形2024鋁合金由寬度約10～80 μm、長約數(shù)百微米的柱狀晶組成，而SLM成形Ti/2024則由平均晶粒尺寸約2 μm的等軸晶組成，經(jīng)T6處理后抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為(432±20) MPa和(10±0.8)%。力學(xué)性能尚有較大提升空間，限制力學(xué)性能進(jìn)一步提高的原因可能是Ti納米顆粒性質(zhì)活潑，在SLM過程中不可避免地暴露在空氣中時(shí)易發(fā)生氧化。為了避免Ti顆粒的氧化，通過TiH2顆粒代替Ti改性高強(qiáng)鋁合金粉末是一種降低鋁合金裂紋敏感性、改善合金力學(xué)性能的極具潛力的方法。例如，Liu等[21]發(fā)現(xiàn)2024鋁合金中1% TiH2的添加可有效細(xì)化晶粒，降低合金裂紋敏感性。SLM打印過程中，TiH2受熱分解后向熔池提供Ti元素，一方面Ti元素與Al熔體反應(yīng)生成形核顆粒L12-Al3Ti，另一方面具有較高生長限制因子的多余Ti溶質(zhì)元素可進(jìn)一步改善高強(qiáng)鋁合金的SLM成形性[21,50]。

(3)SLM成形含Si高強(qiáng)鋁合金

高強(qiáng)鋁合金SLM過程中熱裂敏感性高與其固有的凝固溫度區(qū)間寬有關(guān)[1]。在鑄造鋁合金中，常常通過Si元素的添加來改善鋁的加工性能。Si可以通過形成低熔點(diǎn)的共晶組織來降低熔體的凝固溫度區(qū)間，同時(shí)能提高熔體流動性、降低熱膨脹系數(shù)。此外，由表(2)可知Si元素也具有一定的生長限制作用。

Montero-Sistiaga等[28]發(fā)現(xiàn)Si能提高Al7075鋁合金的SLM成形性，添加4% Si后成功抑制了Al7075鋁合金中的熱裂紋，認(rèn)為Si能降低合金熔點(diǎn)，縮短凝固溫度區(qū)間；形成低熔點(diǎn)的共熔體，在凝固的最后階段回填到裂紋中；降低熱膨脹系數(shù)，提高流動性；Si也具有一定細(xì)化晶粒的作用。如圖4(e)所示，隨著Si含量的增加，合金中直徑小于5 μm的晶粒逐漸增多。Casati等[47]也發(fā)現(xiàn)Si的加入對Al-Zn-Mg-Cu合金的SLM成形性有積極的影響。SLM成形Al-Zn-Si-Mg-Cu合金在凝固的最后階段，含Si共晶相的形成縮小了凝固的脆弱溫度區(qū)間，改善了晶間區(qū)域的液體供給。合金經(jīng)T5處理后抗拉強(qiáng)度達(dá)到了(449±12) MPa，但是伸長率僅為(1.3±0.2)%。顯然，Si的添加在改善合金SLM成形性和顯微組織的同時(shí)會對力學(xué)性能尤其是塑性產(chǎn)生不利影響。因此，為了獲得更好的SLM成形性以及強(qiáng)度和塑性之間的平衡，Si含量必須根據(jù)給定的基礎(chǔ)合金成分進(jìn)行調(diào)整。Otani等[91]優(yōu)化了SLM成形Al7075合金中Si的添加量。隨著Si含量的增加試樣中孔隙和裂紋被抑制，并且達(dá)到預(yù)期致密所需的激光體積能量密度降低，但是合金顯微硬度和抗拉強(qiáng)度提高的同時(shí)，塑性降低。經(jīng)優(yōu)化后認(rèn)為，對于SLM成形Al7075，Si添加量為5%時(shí)，既可消除熱裂紋，同時(shí)又能保證抗拉強(qiáng)度和塑性的平衡。

圖4 SLM成形微合金化高強(qiáng)鋁合金的晶粒細(xì)化

2.3.3 復(fù)合改性高強(qiáng)鋁合金

在常規(guī)鑄造凝固過程中，形核顆粒與具備高生長限制因子的合金元素共同摻入可以協(xié)同細(xì)化鋁合金晶粒。如前所述，對于高強(qiáng)鋁合金在SLM過程中的晶粒細(xì)化，研究者做了許多出色的研究，但目前主要集中在加入單一形核顆粒(如TiB2，CaB6等)或微合金化元素(如Ti，Ta等)來調(diào)控合金的顯微組織。事實(shí)上，當(dāng)形核顆粒單獨(dú)加入時(shí)，由于非均勻形核所需過冷度不足，大量形核顆粒分布在晶界而失去充當(dāng)非均勻形核質(zhì)點(diǎn)的作用；雖然微合金化法能同時(shí)引入形核顆粒和強(qiáng)生長限制元素，但是面臨著原位反應(yīng)生成的形核顆粒數(shù)量不足的問題。鑒于此，微合金元素和形核顆粒復(fù)合添加以改善高強(qiáng)鋁合金SLM成形性的方法開始受到關(guān)注。

歐陽盛等[50]通過機(jī)械混合法向AA7075合金粉末中同時(shí)引入TiB2和TiH2，發(fā)現(xiàn)TiH2和TiB2的復(fù)合能夠顯著抑制SLM成形試樣中的裂紋，并且隨著TiH2含量增加，試樣中的柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)槠骄Я３叽鐬?.38 μm的等軸晶。TiH2添加量為1.4%的復(fù)合材料，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為360 MPa和328 MPa，伸長率為12.0%。經(jīng)T6熱處理后，性能進(jìn)一步提升，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高到461 MPa和394 MPa，伸長率增加至15.3%。Li等[48]開發(fā)了一種新型Si和Zr改性Al-Zn-Mg-Cu (Al7075)預(yù)合金化粉末，發(fā)現(xiàn)Si和Zr能有效地抑制SLM成形Al-Zn-Mg-Cu中的熱裂紋，原因在于SLM成形過程中低熔點(diǎn)富硅共晶相能填充裂紋，并且原位反應(yīng)生成的Al3Zr可細(xì)化晶粒。如圖5(a)所示，Zhou等[49]提出亞微米Si和TiB2的共同摻雜能夠減少Al-Zn-Mg-Cu合金凝固收縮，細(xì)化晶粒，同時(shí)提高其斷裂韌性，因此合金具有較高的抗拉強(qiáng)度((556±12) MPa)和屈服強(qiáng)度((455±4.3) MPa)?；诮?jīng)典的晶粒細(xì)化理論，Liu等[21]設(shè)計(jì)了一種由TiC納米陶瓷顆粒和TiH2顆粒組成的新型晶粒細(xì)化劑，該晶粒細(xì)化劑可有效地調(diào)控SLM成形高強(qiáng)鋁合金的顯微組織和力學(xué)性能。添加的TiC納米顆粒以及原位反應(yīng)生成的Al3Ti既可以充當(dāng)凝固過程中α-Al非均勻形核的質(zhì)點(diǎn)，又可以充當(dāng)顆粒增強(qiáng)體的作用；而過量的Ti溶質(zhì)則可起到提供形核所需的過冷、激活凝固界面前沿形核顆?；钚缘淖饔?，已成核晶粒的生長也將進(jìn)一步受到溶質(zhì)和納米顆粒的限制作用。TiC和TiH2共摻雜后，AA2024合金的晶粒由平均晶粒面積729.0 μm2(等效平均晶粒尺寸約為30.47 μm)的柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)槠骄ЯＣ娣e為3.4 μm2(等效平均晶粒尺寸約為2.08 μm)的等軸晶，第二相形貌也隨之轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)狀，進(jìn)而從本質(zhì)上消除了熱裂紋。在細(xì)晶強(qiáng)化和Orowan強(qiáng)化的共同作用下，材料的強(qiáng)度和塑性同時(shí)得到了提高。進(jìn)一步驗(yàn)證發(fā)現(xiàn)，該晶粒細(xì)化劑對SLM成形AlZnMgCu合金也有顯著的晶粒細(xì)化作用(如圖5(b))，得益于柱狀晶和熱裂紋的消除，SLM成形(TiC+TiH2)/AlZnMgCu合金抗拉強(qiáng)度和伸長率分別提升至(593±24) MPa和(10.0±2.5)%，達(dá)到了傳統(tǒng)鍛件水平[12]。

圖5 SLM成形合金元素和形核顆粒復(fù)合改性高強(qiáng)鋁合金晶粒細(xì)化

值得注意的是，高強(qiáng)鋁合金作為一種可熱處理強(qiáng)化鋁合金，經(jīng)熱處理后合金中析出大量沉淀相對力學(xué)性能有顯著強(qiáng)化效應(yīng)。然而，SLM工藝具有冷卻速率極高和非平衡凝固的特點(diǎn)，產(chǎn)生的獨(dú)特顯微組織(如基體中固溶較高的溶質(zhì)原子)往往不同于傳統(tǒng)高強(qiáng)鋁合金。同時(shí)，常規(guī)高強(qiáng)鋁合金成分并不是為適應(yīng)SLM成形工藝而設(shè)計(jì)，微合金化元素或納米形核顆粒的添加改善高強(qiáng)鋁合金SLM成形性的同時(shí)，合金成分和顯微組織也發(fā)生了改變，現(xiàn)階段研究主要依據(jù)傳統(tǒng)熱處理制度對SLM成形高強(qiáng)鋁合金進(jìn)行熱處理[1,39]。常規(guī)高強(qiáng)鋁合金熱處理工藝可能與SLM成形高強(qiáng)鋁合金并不兼容，這也是造成試樣熱處理后達(dá)不到預(yù)期力學(xué)性能的原因之一，需要針對SLM成形高強(qiáng)鋁合金的成分及顯微組織特點(diǎn)重新調(diào)整熱處理工藝以獲得更好的綜合性能。

3 SLM成形新型高強(qiáng)鋁合金

SLM為具有復(fù)雜形狀的鋁合金部件一體化成形提供了機(jī)會，然而大多數(shù)常規(guī)高強(qiáng)鋁合金成分難以適應(yīng)SLM工藝特點(diǎn)，在SLM成形過程中普遍存在熱裂紋等缺陷。為了提高SLM成形性，基于傳統(tǒng)的2×××和7×××系高強(qiáng)鋁合金成分進(jìn)行微合金化或孕育處理是一種可行的方法。從合金成分設(shè)計(jì)的角度出發(fā)，近年來針對SLM成形工藝特點(diǎn)專門開發(fā)了一系列新型高強(qiáng)鋁合金，主要包括AlMgScZr以及AlMnSc等系列合金。

3.1 AlMgScZr系新型高強(qiáng)鋁合金

Sc和Zr微合金化是一種改善鋁合金焊接性和力學(xué)性能的常用方法。熔體中生成的Al3(Sc,Zr)顆粒既可以作為α-Al的晶粒細(xì)化劑和抑制再結(jié)晶晶粒長大的彌散顆粒，也可以作為析出強(qiáng)化相，研究表明Al中Sc含量每增加0.1%，合金強(qiáng)度增加約40～50 MPa[84,92-93]。AlMgScZr系新型高強(qiáng)鋁合金(又稱Scallmalloy?)是歐洲空中客車集團(tuán)專門為增材制造而設(shè)計(jì)的合金[93]。Schmidtke等[93]開發(fā)的Al-4.5Mg-0.66Sc-0.51Mn-0.37Zr合金(即ScallmalloyRP?)經(jīng)過人工時(shí)效后屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到了500 MPa和520 MPa，平均伸長率約14%。Spierings等[92]發(fā)現(xiàn)Scallmalloy?(Al-4.6Mg-0.66Sc-0.49Mn-0.42Zr)合金由熔池邊界附近的細(xì)晶區(qū)(平均晶粒尺寸約0.6～1.05 μm)和熔池內(nèi)部的粗晶區(qū)(平均晶粒尺寸約15 μm)組成，采用較低的能量密度有利于進(jìn)一步細(xì)化熔池邊界附近的晶粒。熔池內(nèi)外溫度場分布和Al3(Sc,Zr)顆粒析出行為差異是導(dǎo)致顯微組織中細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)交替出現(xiàn)的原因：在熔池底部析出大量的Al3(Sc,Zr)和氧化物顆?？梢源龠M(jìn)α-Al非均勻形核，產(chǎn)生細(xì)晶區(qū)，而在溫度高于800 ℃的熔池內(nèi)部溫度梯度較大，大部分形核顆粒被溶解，柱狀晶粒外延生長形成粗晶區(qū)[94-96]。

Scallmalloy?合金中含有較多昂貴的稀土元素Sc(≥0.66%)，而降低Sc含量會導(dǎo)致Al-6.2Mg-0.36Sc-0.09Zr合金晶粒粗化、熱裂和力學(xué)性能顯著下降[96]。為了緩解這一矛盾，Li等[97]研究了Al-xMg-0.2Sc-0.1Zr合金中Mg含量對顯微組織和力學(xué)性能的影響，隨著Mg含量從1.5%增加到6%，雖然晶粒逐漸細(xì)化，但是合金裂紋敏感性增大，只有當(dāng)進(jìn)一步加入1.3% Si時(shí)熱裂紋才被抑制。通過進(jìn)一步微調(diào)合金成分，設(shè)計(jì)了一種新型Al-8.0Mg-1.3Si-0.5Mn-0.5Sc-0.3Zr合金，平均晶粒尺寸約2～10 μm，凝固過程中Al-Mg2Si共晶相的形成有助于抑制熱裂紋。成形態(tài)合金抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為497 MPa和11%，由于熱處理工藝的不同，合金抗拉強(qiáng)度在506～550 MPa之間變化，伸長率約8%～17%。

3.2 AlMnSc系新型高強(qiáng)鋁合金

AlMnSc系合金是另一種專門為SLM工藝開發(fā)的新型高強(qiáng)鋁合金之一[98-99]。Jia等[99]利用SLM快速凝固的特點(diǎn)，將大量的溶質(zhì)原子固溶在Al基體中，開發(fā)的Al-Mn-Sc系合金(Al-4.52Mn-1.32Mg-0.79Sc-0.74Zr)表現(xiàn)出出色的時(shí)效硬化和高溫穩(wěn)定性。在SLM過程中未見凝固裂紋和明顯的冶金缺陷，由于熔池邊界附近形成了大量的初生Al3(Sc,Zr)顆粒，合金也呈現(xiàn)出細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)交替的特點(diǎn)，粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)平均晶粒尺寸分別約3 μm和650 nm。成形態(tài)合金平均屈服強(qiáng)度和伸長率分別約438 MPa和19%，在300 ℃溫度下時(shí)效5 h后屈服強(qiáng)度和伸長率分別為560 MPa和18%，表明Al-Mn-Sc合金具有良好的SLM成形性并且只需簡單的熱處理工藝即可達(dá)到較高的力學(xué)性能，為SLM制造復(fù)雜的高性能輕質(zhì)結(jié)構(gòu)件提供了新的方向。

4 未來發(fā)展趨勢

高強(qiáng)鋁合金是一種重要的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料，激光選區(qū)熔化增材制造技術(shù)為最大程度上發(fā)揮高強(qiáng)鋁合金在汽車輕量化設(shè)計(jì)和航空航天等領(lǐng)域的優(yōu)勢作用提供了新的途徑。然而，由于高強(qiáng)鋁合金在SLM凝固過程中的高熱裂敏感性，SLM成形高強(qiáng)鋁合金與Al-Si系合金相比起步較晚，固有熱裂敏感性高和力學(xué)性能不理想仍然是當(dāng)前SLM成形高強(qiáng)鋁合金所面臨的主要挑戰(zhàn)。添加合金元素或陶瓷顆粒等形核劑可顯著細(xì)化晶粒改善合金顯微組織并消除裂紋，對改善力學(xué)性能有良好的作用。但總的來說，SLM成形高強(qiáng)鋁合金的研究才剛剛起步，在應(yīng)用之前還有許多研究工作需要進(jìn)一步開展。

(1)SLM成形高強(qiáng)鋁合金的綜合性能評價(jià)。當(dāng)前研究主要集中于通過裂紋抑制及晶粒細(xì)化來改善合金力學(xué)性能，在應(yīng)用之前其他的性能如熱性能、疲勞性能、耐磨和耐腐蝕等需要綜合考慮，但是迄今為止該方面研究較少。

(2)SLM成形高強(qiáng)鋁合金的后處理工藝。SLM成形高強(qiáng)鋁合金與傳統(tǒng)加工工藝不同，SLM具有快速冷卻和重復(fù)加熱的特點(diǎn)，容易產(chǎn)生未熔合、氣孔等缺陷。為保證服役安全，迫切需要必要的致密化手段，比如熱等靜壓技術(shù)等；合金元素及納米形核顆粒的引入對合金熔體物理冶金特性及凝固過程將產(chǎn)生較大影響，由此產(chǎn)生的獨(dú)特非平衡顯微組織和內(nèi)應(yīng)力與常規(guī)鋁合金存在差異，其熱處理工藝及強(qiáng)韌化機(jī)制要復(fù)雜得多，如微合金化元素的添加將導(dǎo)致脆性金屬間化合物Al3M相的形成，在熱處理過程中，合金元素與基體間的相互作用機(jī)制及形核顆粒的結(jié)構(gòu)、分布和形貌等演變規(guī)律及其在拉伸變形過程中的變形規(guī)律還不清晰。

(3)新型高強(qiáng)鋁合金成分設(shè)計(jì)與性能調(diào)控。當(dāng)前工業(yè)中使用的高強(qiáng)鋁合金是為了適應(yīng)傳統(tǒng)鑄造-鍛造工藝而設(shè)計(jì)，高強(qiáng)鋁合金由于具有較高的激光反射率和熱導(dǎo)率、較大的凝固溫度區(qū)間和熱裂敏感性，在SLM過程中易產(chǎn)生熱裂紋以及結(jié)構(gòu)和性能的各向異性，需要對現(xiàn)有高強(qiáng)鋁合金體系進(jìn)行重新設(shè)計(jì)和改善，最大程度地保持高強(qiáng)度和最佳凝固性能，以適應(yīng)于SLM工藝特點(diǎn)。激光或者電子束增材制造過程中，熔池的過熱和合金元素的蒸發(fā)將不可避免地導(dǎo)致實(shí)際合金成分偏離原始成分，鋁合金中Mg和Zn元素的損失不僅會降低沉淀強(qiáng)化效應(yīng)，也會降低掃描軌跡的穩(wěn)定性。此外，合金元素的燒損可能導(dǎo)致熔池中非均勻形核質(zhì)點(diǎn)的數(shù)量下降，這也是導(dǎo)致柱狀晶生長的重要原因之一。因此，開發(fā)適用于SLM成形的新型高強(qiáng)鋁合金，掌握“工藝參數(shù)-元素?zé)龘p-力學(xué)性能”的內(nèi)在規(guī)律，探討合金元素及形核顆粒對SLM成形高強(qiáng)鋁合金裂紋抑制及合金綜合性能的影響規(guī)律，對擴(kuò)展SLM成形高強(qiáng)鋁合金的工業(yè)化應(yīng)用將具有重要意義。

(4)SLM成形高強(qiáng)鋁合金晶粒細(xì)化劑的設(shè)計(jì)與細(xì)化機(jī)制。在鑄鋁過程中添加中間合金實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化的內(nèi)在機(jī)制始終尚未明確，雖然經(jīng)過長期實(shí)踐積累的豐富經(jīng)驗(yàn)可為SLM成形高強(qiáng)鋁合金用晶粒細(xì)化劑的選取與設(shè)計(jì)指明大致的方向，但SLM與傳統(tǒng)鑄造工藝間的差別勢必造成常規(guī)中間合金在SLM實(shí)際應(yīng)用過程中難以適用，比如晶粒細(xì)化劑的性態(tài)、添加方式、組成和含量等需要結(jié)合SLM工藝特點(diǎn)及基礎(chǔ)合金成分重新調(diào)整。因此，探索SLM過程中晶粒細(xì)化劑的作用機(jī)制對晶粒細(xì)化劑的設(shè)計(jì)將具有重要的理論指導(dǎo)價(jià)值。此外，隨著人工智能技術(shù)的興起，如何借助數(shù)值模擬和機(jī)器學(xué)習(xí)來指導(dǎo)晶粒細(xì)化劑及工藝參數(shù)的選擇，建立一個(gè)可靠的打印材料數(shù)據(jù)庫以減少打印過程中的試錯(cuò)過程對SLM成形高強(qiáng)鋁合金的發(fā)展也十分關(guān)鍵。